鉬含量對3Cr2MnNiMoV鋼奧氏體連續冷卻轉變行為的影響

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(1.昆明理工大學材料科學與工程學院，昆明 650093； 2.鋼鐵研究總院特殊鋼研究所，北京 100081；3. 東北特殊鋼集團技術中心，撫順 113001)

0 引 言

隨著現代工業的發展，塑料制品向大型、復雜、精密的方向發展，塑料模具的工作條件更加苛刻和復雜，這對塑料模具鋼性能提出了更高的要求[1-2]。預硬化塑料模具鋼在供貨前已進行調質處理，達到用戶的使用要求和性能要求，用戶可直接將其加工成模具，避免模具加工后因熱處理所造成的脫碳、開裂、變形等缺陷[3-5]。3Cr2MnNiMoV鋼是鋼鐵研究總院在德國DIN 1.2738(中國牌號3Cr2MnNiMo)鋼基礎上，通過優化合金元素含量而開發的新型高性能預硬化塑料模具鋼，具有比3Cr2MnNiMo鋼更優異的力學性能。3Cr2MnNiMoV鋼中鉬含量的增加除了可提高鋼的回火穩定性和淬透性外，還能細化晶粒、產生固溶強化、改善碳化物分布等，從而提高其力學性能[6-9]。室溫下鉬在α-Fe中的固溶度可達4%，在γ-Fe中的固溶度可達3%，并且可以與鋼中的碳、氮、硼等元素形成化合物，與其他合金元素形成金屬間化合物。當鉬質量分數在0.15%～0.55%時，鉻鉬鋼具有較高的強度、較好的熱穩定性和良好的抗應力腐蝕性能[10-11]。研究表明，添加質量分數0.2%鉬可抑制低碳鋼中碳化物的析出，減少鐵素體的形核位置和提高奧氏體中的碳含量，并能在低冷卻速率下抑制多邊形鐵素體的形成，提高奧氏體的淬透性[12]。張慧杰等[13]和WU等[14]的研究表明，較高含量的鉬可降低貝氏體的析出溫度，縮小貝氏體相變溫度范圍，使CCT曲線右移。但是，未見有關鉬含量對3Cr2MnNiMoV鋼奧氏體連續冷卻轉變行為影響的報道。為此，作者對兩種不同鉬含量的3Cr2MnNiMoV鋼在不同冷卻速率下的組織與硬度進行了研究，并繪制了奧氏體連續冷卻轉變(CCT)曲線，為該鋼的成分設計以及熱處理工藝制定提供試驗參考。

1 試樣制備與試驗方法

試驗原料為純鐵和鐵合金，鉬以MoFe60合金的形式加入，按照3Cr2MnNiMoV鋼的化學成分進行配料，其中鉬元素的質量分數分別為0.2%和0.7%。在25 kg真空感應爐中熔煉，然后將鑄錠加熱到1 200 ℃保溫1 h后，鍛造成φ16 mm×2 m的鋼棒，之后將鋼棒加熱到860 ℃保溫4 h后，爐冷至740 ℃保溫6 h，隨后爐冷至500 ℃，出爐空冷。測得試驗鋼的化學成分如表1所示。

從鋼棒上截取尺寸為φ3 mm×10 mm的熱膨脹試樣，按照YB/T 5128-1993標準，利用FORMASTOR-FII型相變儀測試驗鋼的臨界相變點和熱膨脹曲線。將試驗鋼以200 ℃·h-1加熱速率升溫，測得試驗鋼的Ac1(加熱時珠光體向奧氏體轉變的開始溫度)和Ac3(加熱時先共析鐵素體全部溶入奧氏體的終了溫度)。之后在100 s的時間內將熱膨脹試樣從室溫迅速加熱至880 ℃，保溫5 min后，在5 s內將溫度降至Ac3，再分別以0.03，0.06，0.14，0.28，0.81，1.62，4.05，8.10，16.20 ℃·s-1的速率冷卻至室溫，繪制試驗鋼的熱膨脹曲線，并利用切線法測定在不同冷卻速率下的相變溫度。

熱膨脹試樣經打磨、拋光和用體積分數6%硝酸酒精溶液腐蝕后，在Olympus-G型光學顯微鏡、日立S-4300型冷場發射掃描電鏡(SEM)上觀察顯微組織。利用HP250型維氏硬度計測不同冷卻速率下試樣的硬度，載荷50 N，保載時間10 s，每個試樣測5個點取平均值。通過對熱膨脹曲線進行分析，并結合顯微組織和硬度的試驗結果，繪制出CCT曲線。

2 試驗結果與討論

2.1 CCT曲線

圖1中的Mf為馬氏體轉變終了溫度，Ms為馬氏體轉變開始溫度。由圖1可以看出：1#試驗鋼的Ac1和Ac3分別為710 ℃和790 ℃，2#試驗鋼的Ac1和Ac3分別為735 ℃和790 ℃；在0.03～16.20 ℃·s-1冷卻速率范圍內，兩種試驗鋼的CCT曲線都可以劃分為中溫轉變區和低溫轉變區兩個區域，相變產物分別為貝氏體(B)和馬氏體(M)，均未發現珠光體；對于1#試驗鋼，當冷卻速率小于0.06 ℃·s-1時，僅發生貝氏體轉變，當冷卻速率為0.06 ℃·s-1時開始出現馬氏體，馬氏體含量隨冷卻速率的增大而增加，當冷卻速率大于等于0.28 ℃·s-1時組織全部轉變為馬氏體；對于2#試驗鋼，當冷卻速率小于0.06 ℃·s-1時僅發生貝氏體轉變，當冷卻速率為0.06 ℃·s-1時開始出現馬氏體，當冷卻速率大于等于0.14 ℃·s-1時組織全部轉變為馬氏體；隨著鉬含量的增加，試驗鋼的CCT曲線右移。

鉬是碳化物形成元素，鉬含量的增加使碳在奧氏體中的擴散激活能增大，阻礙了碳的擴散[15]，導致馬氏體轉變的臨界冷卻速率降低，因此試驗鋼的CCT曲線右移。

圖1 兩種試驗鋼的CCT曲線Fig.1 CCT curves of two tested steels

2.2 顯微組織

由圖2和圖3可知：當冷卻速率為0.03～0.14 ℃·s-1時,1#試驗鋼的組織主要為貝氏體，隨冷卻速率的增加，貝氏體含量減少，且由粒狀貝氏體逐漸轉變為束狀貝氏體；當冷卻速率為0.06 ℃·s-1時，組織中開始出現馬氏體，當冷卻速率大于0.14 ℃·s-1時組織完全轉變為馬氏體。

由圖4和圖5可以看出：當冷卻速率為0.03～0.06 ℃·s-1時，2#試驗鋼為貝氏體和馬氏體的混合組織，隨冷卻速率的增加，馬氏體逐漸增多，粒狀貝氏體逐漸向束條貝氏體轉變；當冷卻速率為0.06 ℃·s-1時，組織中開始出現馬氏體，當冷卻速率大于0.06 ℃·s-1時組織完全轉變為馬氏體。

圖2 1#試驗鋼在不同冷卻速率下的顯微組織Fig.2 Microstructures of 1# tested steel at different cooling rates

圖3 1#試驗鋼在不同冷卻速率下的SEM形貌Fig.3 SEM micrographs of 1# tested steel at different cooling rates

圖4 2#試驗鋼在不同冷卻速率下的顯微組織Fig.4 Microstructures of 2# tested steel at different cooling rates

圖5 2#試驗鋼在不同冷卻速率下的SEM形貌Fig.5 SEM micrographs of 2# tested steel at different cooling rates

綜上所述，當冷卻速率大于0.14 ℃·s-1時，1#試驗鋼的組織全部為馬氏體，2#試驗鋼在冷卻速率大于0.06 ℃·s-1時，其組織全部為馬氏體。2#試驗鋼在更低的冷卻速率下即可獲得馬氏體，這表明隨著鉬含量的增加，3Cr2MnNiMoV鋼獲得馬氏體組織的能力增強，其淬透性提高。

圖6 不同冷卻速率下試驗鋼的硬度變化曲線Fig.6 Hardness change curves of the tested steels at different cooling rates

2.3 硬 度

由圖6可知：當冷卻速率小于0.14 ℃·s-1時，兩種試驗鋼的硬度均隨冷卻速率的增大而快速升高，這是由于隨著冷卻速率的增大，試驗鋼組織均由粒狀貝氏體轉變為束狀貝氏體，晶界面積增加，高密度位錯增多，阻力增大，同時貝氏體轉變屬于半擴散型轉變，奧氏體中的碳來不及擴散，使得固溶在奧氏體中的碳含量增加，奧氏體轉變成貝氏體，導致硬度迅速升高；當冷卻速率大于0.14 ℃·s-1，組織完全轉變為馬氏體，隨冷卻速率的增大，位錯密度增多，硬度緩慢增加；當冷卻速率從0.03 ℃·s-1增加到16.20 ℃·s-1時， 1#試驗鋼的硬度由429 HV5增大到700 HV5，而2#試驗鋼的硬度則由415 HV5增大到720 HV5；當冷卻速率大于0.14 ℃·s-1后，在相同的冷卻速率下， 2#試驗鋼的硬度高于1#試驗鋼的，硬度差為20～35 HV5，這是由于鉬在鋼中能增加碳化物的形核位置，形成的碳化物更加細小，數量更多[16]，因此鉬含量的增加使3Cr2MnNiMoV鋼具有更高的硬度。

3 結 論

(1) 在0.03～16.20 ℃·s-1冷卻速率范圍內，試驗鋼的CCT曲線都可以劃分為中溫轉變區和低溫轉變區兩個區域，相變產物分別為貝氏體和馬氏體，均未發現珠光體；隨著鉬含量的增加，馬氏體轉變的臨界冷卻速率降低，CCT曲線右移，試驗鋼獲得馬氏體的能力增強，淬透性提高。

(2) 隨著冷卻速率的增加，試驗鋼的顯微硬度先快速增加后緩慢增加；當冷卻速率大于0.14 ℃·s-1時，在相同的冷卻速率下，含有較多鉬元素的試驗鋼具有更高的硬度。

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